JPH10195584A - 初期活性の良好な水素貯蔵合金 - Google Patents
初期活性の良好な水素貯蔵合金Info
- Publication number
- JPH10195584A JPH10195584A JP9003366A JP336697A JPH10195584A JP H10195584 A JPH10195584 A JP H10195584A JP 9003366 A JP9003366 A JP 9003366A JP 336697 A JP336697 A JP 336697A JP H10195584 A JPH10195584 A JP H10195584A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hydrogen
- alloy
- hydrogen storage
- reaction product
- product phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
- H01M4/00—Electrodes
- H01M4/02—Electrodes composed of, or comprising, active material
- H01M4/36—Selection of substances as active materials, active masses, active liquids
- H01M4/38—Selection of substances as active materials, active masses, active liquids of elements or alloys
- H01M4/383—Hydrogen absorbing alloys
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
- Y02E60/10—Energy storage using batteries
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Electrochemistry (AREA)
- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Battery Electrode And Active Subsutance (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 水素吸収放出速度が速く、かつ実用に際して
すぐれた初期活性の良好な水素貯蔵合金を提供する。 【解決手段】 本発明水素貯蔵合金が、原子％で、Ｔ
ｉ：１９〜３０％、Ｚｒ：０．５〜１０％、Ｍｎ：３０
〜４４％、Ｃｒ：４〜１３％、Ｖ：７〜１７％、Ｎｉ：
２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜３．５
％、水素：０．２〜７％、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）＋Ｍ
ｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｌａお
よび／またはＣｅ（％）＋水素（％）＋不可避不純物
（％）＝１００％なる組成を有し、かつＴｉ−Ｍｎ系合
金の素地相に、水素反応生成物相が分散分布し、前記水
素反応生成物相の主体が、Ｌａおよび／またはＣｅの水
素化物と、Ｌａおよび／またはＣｅ−Ｎｉ系合金で構成
された組織を有し、さらに前記水素反応生成物相の形成
時に発生した無数の亀裂が存在すると共に、前記亀裂内
面には前記水素反応生成物相が露出した構造を有する。
すぐれた初期活性の良好な水素貯蔵合金を提供する。 【解決手段】 本発明水素貯蔵合金が、原子％で、Ｔ
ｉ：１９〜３０％、Ｚｒ：０．５〜１０％、Ｍｎ：３０
〜４４％、Ｃｒ：４〜１３％、Ｖ：７〜１７％、Ｎｉ：
２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜３．５
％、水素：０．２〜７％、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）＋Ｍ
ｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）＋Ｎｉ（％）＋Ｌａお
よび／またはＣｅ（％）＋水素（％）＋不可避不純物
（％）＝１００％なる組成を有し、かつＴｉ−Ｍｎ系合
金の素地相に、水素反応生成物相が分散分布し、前記水
素反応生成物相の主体が、Ｌａおよび／またはＣｅの水
素化物と、Ｌａおよび／またはＣｅ−Ｎｉ系合金で構成
された組織を有し、さらに前記水素反応生成物相の形成
時に発生した無数の亀裂が存在すると共に、前記亀裂内
面には前記水素反応生成物相が露出した構造を有する。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、例えばヒ−トポ
ンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水素貯蔵、輸
送用、電池の電極などとして実用に供するに際しては、
水素吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活
性化を発揮する水素貯蔵合金に関するものである。
ンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水素貯蔵、輸
送用、電池の電極などとして実用に供するに際しては、
水素吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活
性化を発揮する水素貯蔵合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、ヒ−トポンプの吸発熱源として組
み込むことを目的とした下記の組成範囲を有するＴｉ−
Ｍｎ系水素貯蔵合金が知られている。原子％で、 Ｔｉ：２７．５〜３１．５％、 Ｚｒ：１〜５％、 Ｍｎ：３８．５〜４４．５％、 Ｃｒ：７〜１３％、 Ｖ：１０〜１６％、 Ｎｉ：１〜５％、 不可避不純物：残、 結晶構造当量比：［Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）
＋Ｎｉ（％）］／［Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）］＝２．０
５〜２．２０、 を満足する組成を有する水素貯蔵合金。
み込むことを目的とした下記の組成範囲を有するＴｉ−
Ｍｎ系水素貯蔵合金が知られている。原子％で、 Ｔｉ：２７．５〜３１．５％、 Ｚｒ：１〜５％、 Ｍｎ：３８．５〜４４．５％、 Ｃｒ：７〜１３％、 Ｖ：１０〜１６％、 Ｎｉ：１〜５％、 不可避不純物：残、 結晶構造当量比：［Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋Ｖ（％）
＋Ｎｉ（％）］／［Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）］＝２．０
５〜２．２０、 を満足する組成を有する水素貯蔵合金。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、水素貯蔵合金
が、多く適用されているヒートポンプなどの高出力化お
よび高性能化、また、電池の電極などとしての実用化に
際して、さらに省エネルギ−化に対する要求は強く、こ
れに伴ない、水素貯蔵合金に対し、大きな有効水素吸蔵
量と、更により一段と速い水素吸収放出速度と共に、よ
り短時間での初期活性化が可能であることが強く望まれ
ている。しかし上記従来の技術では、これら要求を十分
に満足させることは困難であるとの問題点があった。
が、多く適用されているヒートポンプなどの高出力化お
よび高性能化、また、電池の電極などとしての実用化に
際して、さらに省エネルギ−化に対する要求は強く、こ
れに伴ない、水素貯蔵合金に対し、大きな有効水素吸蔵
量と、更により一段と速い水素吸収放出速度と共に、よ
り短時間での初期活性化が可能であることが強く望まれ
ている。しかし上記従来の技術では、これら要求を十分
に満足させることは困難であるとの問題点があった。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、水素貯蔵合金の有効水素吸蔵量
と水素吸収放出速度および初期活性化の向上をはかるべ
く研究を行なった結果、 （ａ）まず、原子％で、 Ｔｉ：１９〜３０％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：３０〜４４％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ［以下、Ｌａ（Ｃｅ）と言う］：０．１〜３．５％、 水素：０．２〜７、 不可避不純物：残、 からなる組成を有するＴｉ−Ｍｎ系合金を溶製し、鋳造
した後、この合金のインゴットに、均質化熱処理を施す
と、Ｔｉ−Ｍｎ系合金の素地相の結晶粒界にそってＬａ
（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が存在した組織を有する
ようになるが、さらに前記均質化熱処理に引き続いて水
素雰囲気中、所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水
素化処理を施すと、図１に代表組織を例示する概略組織
拡大模写図で示される通り、前記均質化熱処理で形成さ
れたＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が雰囲気の水素
と優先的に反応して、主体がＬａ（Ｃｅ）の水素化物
（以下、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物という）とＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金からなる水素反応生成物となると共
に、前記水素反応生成物相はＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相
に比して大きな熱膨脹を示すことから、前記素地相には
前記水素反応生成物相を起点として無数の亀裂が発生
し、この亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した
状態となること。
上述のような観点から、水素貯蔵合金の有効水素吸蔵量
と水素吸収放出速度および初期活性化の向上をはかるべ
く研究を行なった結果、 （ａ）まず、原子％で、 Ｔｉ：１９〜３０％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：３０〜４４％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ［以下、Ｌａ（Ｃｅ）と言う］：０．１〜３．５％、 水素：０．２〜７、 不可避不純物：残、 からなる組成を有するＴｉ−Ｍｎ系合金を溶製し、鋳造
した後、この合金のインゴットに、均質化熱処理を施す
と、Ｔｉ−Ｍｎ系合金の素地相の結晶粒界にそってＬａ
（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が存在した組織を有する
ようになるが、さらに前記均質化熱処理に引き続いて水
素雰囲気中、所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水
素化処理を施すと、図１に代表組織を例示する概略組織
拡大模写図で示される通り、前記均質化熱処理で形成さ
れたＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金の分散相が雰囲気の水素
と優先的に反応して、主体がＬａ（Ｃｅ）の水素化物
（以下、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物という）とＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金からなる水素反応生成物となると共
に、前記水素反応生成物相はＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相
に比して大きな熱膨脹を示すことから、前記素地相には
前記水素反応生成物相を起点として無数の亀裂が発生
し、この亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した
状態となること。
【０００５】（ｂ）上記（ａ）のＴｉ−Ｍｎ系合金にお
いては、これを構成する水素反応生成物相のＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金が、これのもつ触媒作用で雰囲気中の
水素分子（Ｈ2 ）を水素原子（Ｈ）に解離すると共に、
解離した水素原子をＴｉ−Ｍｎ系の素地相に比して一段
と速い速度で吸収し、また放出はこの逆の機構による作
用を示すが、前記水素反応生成物相は無数の亀裂内面に
多くが露出した状態になっており、この結果作用面積の
拡大がなされることから、同じく上記Ｌａ（Ｃｅ）水素
化物が吸収水素原子および放出水素原子の拡散の進行を
促進する作用をもつことと相まって、水素吸収および放
出速度に比して一段と速い速度での水素吸収および放出
となり、さらに初期活性時における上記素地相の水素原
子の吸収割合も広い作用面積で行なわれるため著しく増
大することから、初期活性化の著しい促進がはかられる
ようになること。以上（ａ）および（ｂ）に示される研
究結果を得たのである。
いては、これを構成する水素反応生成物相のＬａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金が、これのもつ触媒作用で雰囲気中の
水素分子（Ｈ2 ）を水素原子（Ｈ）に解離すると共に、
解離した水素原子をＴｉ−Ｍｎ系の素地相に比して一段
と速い速度で吸収し、また放出はこの逆の機構による作
用を示すが、前記水素反応生成物相は無数の亀裂内面に
多くが露出した状態になっており、この結果作用面積の
拡大がなされることから、同じく上記Ｌａ（Ｃｅ）水素
化物が吸収水素原子および放出水素原子の拡散の進行を
促進する作用をもつことと相まって、水素吸収および放
出速度に比して一段と速い速度での水素吸収および放出
となり、さらに初期活性時における上記素地相の水素原
子の吸収割合も広い作用面積で行なわれるため著しく増
大することから、初期活性化の著しい促進がはかられる
ようになること。以上（ａ）および（ｂ）に示される研
究結果を得たのである。
【０００６】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、原子％で、 Ｔｉ：１９〜３０％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：３０〜４４％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａ（Ｃｅ）：０．１〜３．５％、 水素：０．２〜７％、 不可避不純物：残、 なる組成を有し、かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素
反応生成物相が分散分布し、前記水素反応生成物相の主
体が、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ
系合金で構成された組織を有し、さらに前記水素反応生
成物相の形成時に発生した無数の亀裂が存在すると共
に、前記亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した
構造を有する水素貯蔵合金に特徴を有するものである。
されたものであって、原子％で、 Ｔｉ：１９〜３０％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：３０〜４４％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａ（Ｃｅ）：０．１〜３．５％、 水素：０．２〜７％、 不可避不純物：残、 なる組成を有し、かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素
反応生成物相が分散分布し、前記水素反応生成物相の主
体が、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ
系合金で構成された組織を有し、さらに前記水素反応生
成物相の形成時に発生した無数の亀裂が存在すると共
に、前記亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した
構造を有する水素貯蔵合金に特徴を有するものである。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て、説明する。まず、上記せる組成を有するＴｉ−Ｍｎ
系合金を溶製し、鋳造した後、このＴｉ−Ｍｎ系合金の
インゴットを真空または不活性ガスの非酸化性雰囲気中
９５０〜１０５０℃の範囲内の所定温度に所定時間保持
後冷却の条件で均質化熱処理を施し、更に前記均質化熱
処理に引き続いて加圧水素雰囲気中、２００〜９５０℃
の範囲内の所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水素
化処理を施すと、図１に代表組織を例示する概略組織拡
大模写図で示されるＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素反
応生成物相が分散分布し、この水素反応生成物相の主体
が、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系
合金で構成された組織を有し、さらに上記水素反応生成
物相の形成時に発生した無数の亀裂が存在すると共に、
前記亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した構造
を有する本発明水素貯蔵合金が得られ、この合金を例え
ばヒ−トポンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水
素貯蔵、輸送用、電池の電極などとして実用に供するに
際しては、大きい有効水素吸蔵量を有すると共に、水素
吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活性化
を発揮する水素貯蔵合金になるのである。一般に、水素
貯蔵合金を、例えばヒ−トポンプの吸発熱源として適用
する場合には、水素貯蔵合金が組込まれた前記ヒ−トポ
ンプに対して、数回の水素吸収放出を繰り返すと、水素
吸蔵量が徐々に上昇し何れ一定の値となる初期活性化が
行なわれ、この初期活性化が行なわれた状態で実用に供
されるものである。活性化に必要な繰り返し数、水素圧
等は合金組成によって異なる。
て、説明する。まず、上記せる組成を有するＴｉ−Ｍｎ
系合金を溶製し、鋳造した後、このＴｉ−Ｍｎ系合金の
インゴットを真空または不活性ガスの非酸化性雰囲気中
９５０〜１０５０℃の範囲内の所定温度に所定時間保持
後冷却の条件で均質化熱処理を施し、更に前記均質化熱
処理に引き続いて加圧水素雰囲気中、２００〜９５０℃
の範囲内の所定温度に所定時間保持後冷却の条件で水素
化処理を施すと、図１に代表組織を例示する概略組織拡
大模写図で示されるＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に水素反
応生成物相が分散分布し、この水素反応生成物相の主体
が、Ｌａ（Ｃｅ）の水素化物と、Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系
合金で構成された組織を有し、さらに上記水素反応生成
物相の形成時に発生した無数の亀裂が存在すると共に、
前記亀裂内面には前記水素反応生成物相が露出した構造
を有する本発明水素貯蔵合金が得られ、この合金を例え
ばヒ−トポンプの吸発熱源として組み込み、或いは、水
素貯蔵、輸送用、電池の電極などとして実用に供するに
際しては、大きい有効水素吸蔵量を有すると共に、水素
吸収および放出速度がきわめて速く、優れた初期活性化
を発揮する水素貯蔵合金になるのである。一般に、水素
貯蔵合金を、例えばヒ−トポンプの吸発熱源として適用
する場合には、水素貯蔵合金が組込まれた前記ヒ−トポ
ンプに対して、数回の水素吸収放出を繰り返すと、水素
吸蔵量が徐々に上昇し何れ一定の値となる初期活性化が
行なわれ、この初期活性化が行なわれた状態で実用に供
されるものである。活性化に必要な繰り返し数、水素圧
等は合金組成によって異なる。
【０００８】なお、本発明の水素貯蔵合金では、ＪＩＳ
規格による有効水素吸蔵量の測定は、すなわち（５０℃
での吸蔵平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃
での放出平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）の条件により
測定された(図４参照）。
規格による有効水素吸蔵量の測定は、すなわち（５０℃
での吸蔵平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃
での放出平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）の条件により
測定された(図４参照）。
【０００９】つぎに、この発明の水素貯蔵合金におい
て、これを構成するＴｉ−Ｍｎ系合金の組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （ａ） ＴｉおよびＺｒ 有効水素吸蔵量を増大させるには、Ｔｉの一部をＺｒで
置換する必要があるが、その置換割合が、合金全体（１
００％）に占める割合で（以下、同じ）、０．５％未満
またはＴｉの含有割合が３０％を越えて多くなった場合
では、圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が高くなり過ぎて、所望の有効水素吸
蔵量の増大が計れず、一方その置換割合が１０％を越え
るか、またはＴｉの含有割合が１９％未満となった場合
は逆に圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が著しく低下し、所望の大きな有効水
素吸蔵量を確保することが出来ないことから、その含有
割合を、それぞれＴｉ：１９〜３０％、Ｚｒ：０．５〜
１０％に定め、望ましくは、Ｔｉ：２３〜２９％、Ｚ
ｒ：１〜５％とした。
て、これを構成するＴｉ−Ｍｎ系合金の組成を上記の通
りに限定した理由を説明する。 （ａ） ＴｉおよびＺｒ 有効水素吸蔵量を増大させるには、Ｔｉの一部をＺｒで
置換する必要があるが、その置換割合が、合金全体（１
００％）に占める割合で（以下、同じ）、０．５％未満
またはＴｉの含有割合が３０％を越えて多くなった場合
では、圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が高くなり過ぎて、所望の有効水素吸
蔵量の増大が計れず、一方その置換割合が１０％を越え
るか、またはＴｉの含有割合が１９％未満となった場合
は逆に圧力組成等温線における低温側曲線および高温側
曲線のプラト−圧が著しく低下し、所望の大きな有効水
素吸蔵量を確保することが出来ないことから、その含有
割合を、それぞれＴｉ：１９〜３０％、Ｚｒ：０．５〜
１０％に定め、望ましくは、Ｔｉ：２３〜２９％、Ｚ
ｒ：１〜５％とした。
【００１０】（ｂ） Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、およびＮｉ さらに、有効水素吸蔵量の増大には、上記の通りＴｉの
Ｚｒによる一部置換に加えて 、ＭｎのＣｒ、Ｖおよび
Ｎｉによる一部置換が不可欠であり、更に言い換えれ
ば、Ｔｉの所定量のＺｒによる一部置換が行なわれない
場合や、置換元素であるＣｒ、ＶおよびＮｉのうちの少
なくともいずれかの元素が含有しない場合は勿論のこ
と、Ｍｎのそれぞれ所定量のＣｒ、ＶおよびＮｉによる
一部置換が行われない場合には、所望の大きな有効水素
吸蔵量を確保することが出来ないものであり、その理由
は、Ｍｎ３０％、Ｃｒ４％、Ｖ７％およびＮｉ：２％未
満であったり、またＭｎ：４５％、Ｃｒ：１３％、Ｖ：
２２％およびＮｉ：１０％をそれぞれ越えると、圧力組
成等温線におけるプラト−の傾きやヒステリシスが大き
くなることによる、したがって、その含有割合を、それ
ぞれＭｎ：３０〜４４％、Ｃｒ：４〜１３％、Ｖ：７〜
１７％およびＮｉ：２〜９％と定め、望ましくはそれぞ
れＭｎ：３３〜４０％、Ｃｒ：７〜１１％、Ｖ：９〜１
５％およびＮｉ：３〜７％とした。
Ｚｒによる一部置換に加えて 、ＭｎのＣｒ、Ｖおよび
Ｎｉによる一部置換が不可欠であり、更に言い換えれ
ば、Ｔｉの所定量のＺｒによる一部置換が行なわれない
場合や、置換元素であるＣｒ、ＶおよびＮｉのうちの少
なくともいずれかの元素が含有しない場合は勿論のこ
と、Ｍｎのそれぞれ所定量のＣｒ、ＶおよびＮｉによる
一部置換が行われない場合には、所望の大きな有効水素
吸蔵量を確保することが出来ないものであり、その理由
は、Ｍｎ３０％、Ｃｒ４％、Ｖ７％およびＮｉ：２％未
満であったり、またＭｎ：４５％、Ｃｒ：１３％、Ｖ：
２２％およびＮｉ：１０％をそれぞれ越えると、圧力組
成等温線におけるプラト−の傾きやヒステリシスが大き
くなることによる、したがって、その含有割合を、それ
ぞれＭｎ：３０〜４４％、Ｃｒ：４〜１３％、Ｖ：７〜
１７％およびＮｉ：２〜９％と定め、望ましくはそれぞ
れＭｎ：３３〜４０％、Ｃｒ：７〜１１％、Ｖ：９〜１
５％およびＮｉ：３〜７％とした。
【００１１】（ｃ）Ｌａ（Ｃｅ） これらの成分は、上記の通り雰囲気中の水素を素地相よ
り一段と速い速度で解離吸収し、一方再結合させて雰囲
気中に放出する作用を有する希土類元素−Ｎｉ系合金の
形成、並びに素地相への吸収水素の拡散および素地相か
らの放出水素の拡散を促進する作用を有するＬａ（Ｃ
ｅ）水素化物の形成に不可欠な成分であるが、その割合
が０．１％未満では前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およ
びＬａ（Ｃｅ）水素化物の生成割合が少なすぎて所望の
速い水素吸収放出速度を確保することができず、一方そ
の割合が３．５％を越えると、水素吸蔵量の小さい前記
分散相の割合が多くなりすぎ、合金全体の水素吸蔵量が
低下するようになることから、その割合を０．１〜３．
５％と定め、、望ましくは、１〜３％とした。
り一段と速い速度で解離吸収し、一方再結合させて雰囲
気中に放出する作用を有する希土類元素−Ｎｉ系合金の
形成、並びに素地相への吸収水素の拡散および素地相か
らの放出水素の拡散を促進する作用を有するＬａ（Ｃ
ｅ）水素化物の形成に不可欠な成分であるが、その割合
が０．１％未満では前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金およ
びＬａ（Ｃｅ）水素化物の生成割合が少なすぎて所望の
速い水素吸収放出速度を確保することができず、一方そ
の割合が３．５％を越えると、水素吸蔵量の小さい前記
分散相の割合が多くなりすぎ、合金全体の水素吸蔵量が
低下するようになることから、その割合を０．１〜３．
５％と定め、、望ましくは、１〜３％とした。
【００１２】（ｄ）水素 水素は、主に水素反応生成物相を構成するＬａ（Ｃｅ）
水素化物を形成して、同じく水素反応生成物を構成する
Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金が解離吸収した水素を速い拡
散速度で素地相中に移動させ、一方素地相からの放出水
素をいち速く前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金に拡散させ
る作用を発揮させるが、その割合が０．２％未満では前
記作用を発揮せしめるＬａ（Ｃｅ）水素化物の割合が少
なすぎて前記作用を十分に発揮することができず、一方
その割合が７％を越えるとＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金に
比してＬａ（Ｃｅ）水素化物の割合が多くなりすぎ、相
対的にＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金が少なくなって水素吸
収放出速度および初期活性化が低下するようになること
から、その割合を０．２〜７％、望ましくは２〜６％と
定めた。
水素化物を形成して、同じく水素反応生成物を構成する
Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金が解離吸収した水素を速い拡
散速度で素地相中に移動させ、一方素地相からの放出水
素をいち速く前記Ｌａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金に拡散させ
る作用を発揮させるが、その割合が０．２％未満では前
記作用を発揮せしめるＬａ（Ｃｅ）水素化物の割合が少
なすぎて前記作用を十分に発揮することができず、一方
その割合が７％を越えるとＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金に
比してＬａ（Ｃｅ）水素化物の割合が多くなりすぎ、相
対的にＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金が少なくなって水素吸
収放出速度および初期活性化が低下するようになること
から、その割合を０．２〜７％、望ましくは２〜６％と
定めた。
【００１３】なお、この発明の水素貯蔵合金は、通常の
機械的粉砕により所定粒度の粉末とすることができるほ
か、加圧水素雰囲気中、１０〜２００℃の範囲内の所定
温度に加熱の水素吸収と、真空排気による水素放出の水
素化粉砕によっても粉末とすることができ、この結果の
粉末は、いずれも図２に代表組織を例示する概略組織拡
大模写図で示される通りの組織を持つものとなる。
機械的粉砕により所定粒度の粉末とすることができるほ
か、加圧水素雰囲気中、１０〜２００℃の範囲内の所定
温度に加熱の水素吸収と、真空排気による水素放出の水
素化粉砕によっても粉末とすることができ、この結果の
粉末は、いずれも図２に代表組織を例示する概略組織拡
大模写図で示される通りの組織を持つものとなる。
【００１４】
【実施例】つぎに、この発明の水素貯蔵合金の実施例に
ついて、具体的に説明する。通常の高周波誘導溶解炉に
て、原料としてそれぞれ９９．９％以上の純度をもった
Ｎｉ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｌａ，およびＣｅ、さら
にミッシュメタルを用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して、そ
れぞれ表１に示される組成をもった合金溶湯を調製し、
水冷銅鋳型に鋳造してインゴットとし、このインゴット
に、真空雰囲気中、９５０〜１０５０℃の範囲内の所定
温度に２０時間保持の条件で均質化熱処理を施し、さら
に引続いて表１に示した所定の圧力の水素雰囲気中、ま
ず室温で１時間保持した後、昇温を開始して同じく表１
に示した所定温度に加熱し、この温度に１時間保持して
から、Ａｒガスによる強制空冷を行なう条件で水素化処
理を施すことにより本発明水素貯蔵合金１〜１６（以
下、本発明合金１〜１６という）をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、合金溶湯の組成を表１に示される
通りとし、かつ均質化熱処理後の水素化処理を行なわな
い以外は同一の条件で従来水素貯蔵合金（以下、従来合
金という）を製造した。この結果得られた水素貯蔵合金
について、その組織を走査型電子顕微鏡で観察したとこ
ろ、本発明合金１〜１６は、いずれも図１に示される通
り無数の亀裂が存在し、この亀裂の内面には、Ｌａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金と、Ｌａ（Ｃｅ）水素化物で構成され
た水素反応生成物相が露出し、この水素反応生成物がＴ
ｉ−Ｍｎ系合金の素地相中に分散分布した組織を示し、
従来合金は、図３に示される通りＴｉ−Ｍｎ系合金の素
地相からなる組織を示した。
ついて、具体的に説明する。通常の高周波誘導溶解炉に
て、原料としてそれぞれ９９．９％以上の純度をもった
Ｎｉ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｌａ，およびＣｅ、さら
にミッシュメタルを用い、Ａｒ雰囲気中で溶解して、そ
れぞれ表１に示される組成をもった合金溶湯を調製し、
水冷銅鋳型に鋳造してインゴットとし、このインゴット
に、真空雰囲気中、９５０〜１０５０℃の範囲内の所定
温度に２０時間保持の条件で均質化熱処理を施し、さら
に引続いて表１に示した所定の圧力の水素雰囲気中、ま
ず室温で１時間保持した後、昇温を開始して同じく表１
に示した所定温度に加熱し、この温度に１時間保持して
から、Ａｒガスによる強制空冷を行なう条件で水素化処
理を施すことにより本発明水素貯蔵合金１〜１６（以
下、本発明合金１〜１６という）をそれぞれ製造した。
また、比較の目的で、合金溶湯の組成を表１に示される
通りとし、かつ均質化熱処理後の水素化処理を行なわな
い以外は同一の条件で従来水素貯蔵合金（以下、従来合
金という）を製造した。この結果得られた水素貯蔵合金
について、その組織を走査型電子顕微鏡で観察したとこ
ろ、本発明合金１〜１６は、いずれも図１に示される通
り無数の亀裂が存在し、この亀裂の内面には、Ｌａ（Ｃ
ｅ）−Ｎｉ系合金と、Ｌａ（Ｃｅ）水素化物で構成され
た水素反応生成物相が露出し、この水素反応生成物がＴ
ｉ−Ｍｎ系合金の素地相中に分散分布した組織を示し、
従来合金は、図３に示される通りＴｉ−Ｍｎ系合金の素
地相からなる組織を示した。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】つぎに、上記の本発明合金１〜１６および
従来合金について、それぞれ水素吸収速度と水素放出速
度をＪＩＳ・Ｈ７２０２の「水素吸蔵合金の水素化速度
試験測定法」にもとづいて測定した。なお、測定に先だ
って、本発明合金１〜１６および従来合金を、圧力容器
に封入し、水素雰囲気圧力：８気圧、加熱温度：２００
℃、保持時間：１時間の条件での水素吸収と、真空排気
による水素放出からなる水素化粉砕を行なって２００ｍ
ｅｓｈ以下の粒度をもった粉末とし、この粉末を用いて
以下に示す条件で測定を行なった。
従来合金について、それぞれ水素吸収速度と水素放出速
度をＪＩＳ・Ｈ７２０２の「水素吸蔵合金の水素化速度
試験測定法」にもとづいて測定した。なお、測定に先だ
って、本発明合金１〜１６および従来合金を、圧力容器
に封入し、水素雰囲気圧力：８気圧、加熱温度：２００
℃、保持時間：１時間の条件での水素吸収と、真空排気
による水素放出からなる水素化粉砕を行なって２００ｍ
ｅｓｈ以下の粒度をもった粉末とし、この粉末を用いて
以下に示す条件で測定を行なった。
【００１８】まず、水素吸収速度の測定装置について
は、図５の概略説明図で示される通り （ａ）粉末を浴（油または水）に浸漬した容器内に封入
し、前記浴の温度を２００℃に保持した状態で、弁Ｖ
ｂ：閉、弁ＶａおよびＶｃ：開として水素ボンベから加
圧水素を系内に導入し、系内を３０気圧とした時点で弁
Ｖａ：閉とし、系内の圧力が一定圧力に降下する（粉末
による水素吸収完了）まで放置して粉末の初期活性化を
行ない、（ｂ）系内の圧力が一定圧力（約２０気圧程
度）に降下した時点で弁Ｖｂ：開とし、真空ポンプで系
内を１０-2トルの真空雰囲気とした後、浴温を２０℃と
し、弁ＶｂおよびＶｃ：閉、弁Ｖａ：開にして容器を除
く系内に水素を導入し、その圧力が３０気圧となった時
点で弁Ｖａ：閉、弁Ｖｃ：開とし、この状態で系内の時
間に対する圧力降下を測定し、この結果の圧力降下曲線
から粉末の水素吸蔵量が８０％になった時点の水素吸蔵
量とそれまでに要した時間を求め、（８０％吸蔵時の水
素吸蔵量）÷（８０％水素吸蔵量に要した時間）を算出
し、この値を水素吸収速度とした。
は、図５の概略説明図で示される通り （ａ）粉末を浴（油または水）に浸漬した容器内に封入
し、前記浴の温度を２００℃に保持した状態で、弁Ｖ
ｂ：閉、弁ＶａおよびＶｃ：開として水素ボンベから加
圧水素を系内に導入し、系内を３０気圧とした時点で弁
Ｖａ：閉とし、系内の圧力が一定圧力に降下する（粉末
による水素吸収完了）まで放置して粉末の初期活性化を
行ない、（ｂ）系内の圧力が一定圧力（約２０気圧程
度）に降下した時点で弁Ｖｂ：開とし、真空ポンプで系
内を１０-2トルの真空雰囲気とした後、浴温を２０℃と
し、弁ＶｂおよびＶｃ：閉、弁Ｖａ：開にして容器を除
く系内に水素を導入し、その圧力が３０気圧となった時
点で弁Ｖａ：閉、弁Ｖｃ：開とし、この状態で系内の時
間に対する圧力降下を測定し、この結果の圧力降下曲線
から粉末の水素吸蔵量が８０％になった時点の水素吸蔵
量とそれまでに要した時間を求め、（８０％吸蔵時の水
素吸蔵量）÷（８０％水素吸蔵量に要した時間）を算出
し、この値を水素吸収速度とした。
【００１９】また、水素放出速度については、上記の水
素吸収速度測定後の状態、すなわち弁ＶａおよびＶｂ：
閉、弁Ｖｃ：開であって系内の圧力が一定圧（通常２０
気圧前後）となった状態で、浴温を１００〜３００℃の
範囲内の粉末の水素放出適正温度、例えば１２０℃とし
た後、弁Ｖｂ：開、弁Ｖｃ：閉として容器を除く系内を
１０-2Ｔｏｒｒに排気し、ついで弁Ｖｂ：閉、弁Ｖｃ：
開とした状態で、系内の時間に対する圧力上昇を測定
し、この結果の圧力上昇曲線から粉末の水素放出量が８
０％になった時点の水素放出量とそれまでに要した時間
を求め、（８０％放出時の水素放出量）÷（８０％水素
放出に要した時間）を算出し、この値を水素放出速度と
した。これらの結果を表３に示した。
素吸収速度測定後の状態、すなわち弁ＶａおよびＶｂ：
閉、弁Ｖｃ：開であって系内の圧力が一定圧（通常２０
気圧前後）となった状態で、浴温を１００〜３００℃の
範囲内の粉末の水素放出適正温度、例えば１２０℃とし
た後、弁Ｖｂ：開、弁Ｖｃ：閉として容器を除く系内を
１０-2Ｔｏｒｒに排気し、ついで弁Ｖｂ：閉、弁Ｖｃ：
開とした状態で、系内の時間に対する圧力上昇を測定
し、この結果の圧力上昇曲線から粉末の水素放出量が８
０％になった時点の水素放出量とそれまでに要した時間
を求め、（８０％放出時の水素放出量）÷（８０％水素
放出に要した時間）を算出し、この値を水素放出速度と
した。これらの結果を表３に示した。
【００２０】次いで、上記本発明合金１〜１６および従
来合金について、これをジョークラッシャにて粗粉砕し
て直径：２ｍｍ以下の粗粒とし、さらにこれをボ−ルミ
ルで微粉砕して粒度：３５０メッシュ以下の微粉末とし
た状態で、ＪＩＳ規格にもとづいて、（５０℃での吸蔵
平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃での放出
平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）を測定し、算出して有
効水素吸蔵量を求めた。この結果を表３に示した。
来合金について、これをジョークラッシャにて粗粉砕し
て直径：２ｍｍ以下の粗粒とし、さらにこれをボ−ルミ
ルで微粉砕して粒度：３５０メッシュ以下の微粉末とし
た状態で、ＪＩＳ規格にもとづいて、（５０℃での吸蔵
平衡圧：１１気圧時の水素吸蔵量）−（−５℃での放出
平衡圧：１気圧時の水素吸蔵量）を測定し、算出して有
効水素吸蔵量を求めた。この結果を表３に示した。
【００２１】さらに、上記の本発明合金１〜１６および
従来合金について、初期活性化を評価する目的で、ま
ず、本発明合金１〜１６と従来合金をジョークラッシャ
を用いて粗粉砕して直径：２mm以下の粗粒とし、引続い
て本発明合金１〜１６および前記粗粒の従来合金をボー
ルミルを用いて微粉砕して２００メッシュ以下の粒度と
し、これに結着剤としてのポリテトラフルオロエチレン
（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカルボキシルメチルセル
ロース（ＣＭＣ）を加えてペースト状とした後、９５％
の気孔率を有する市販の発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、
加圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．４０
〜０．４３mmの形状（前記活物質粉末充填量：約１．８
ｇ）とし、これの一辺にリードとなるＮｉ薄板を溶接に
より取り付けて負極を形成し、一方正極は、活物質とし
てＮｉ（ＯＨ）2 を用い、これに結着剤としてのポリテ
トラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカ
ルボキシルメチルセルロース（ＣＭＣ）を加えてペース
ト状とし、これを上記発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加
圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．７１〜
０．７３mmの形状とし、同じくこれの一辺にＮｉ薄板を
取り付けることにより形成し、ついで、上記負極の両側
に、それぞれポリプロピレンポリエチレン共重合体のセ
パレータ板を介して上記正極を配置し、さらに前記正極
のそれぞれの外面から活物質の脱落を防止する目的で塩
化ビニール製の保護板ではさんで一体化し、これを塩化
ビニール製のセルに装入し、前記セルに電解液として３
５％ＫＯＨ水溶液を装入することにより電池を製造し
た。ついで、上記電池に、充電速度：０．２０Ｃ、放電
速度：０．２０Ｃ、充電電気量：負極容量の１３５％の
条件で充放電を行ない、前記充電と放電を充放電１回と
数え、前記電池が最大放電容量を示すに至るまで前記充
放電を繰り返し行なった。表３に、前記最大放電容量の
９５％の放電容量を示すに要した充放電回数を示し、こ
れによって初期活性化を評価した。
従来合金について、初期活性化を評価する目的で、ま
ず、本発明合金１〜１６と従来合金をジョークラッシャ
を用いて粗粉砕して直径：２mm以下の粗粒とし、引続い
て本発明合金１〜１６および前記粗粒の従来合金をボー
ルミルを用いて微粉砕して２００メッシュ以下の粒度と
し、これに結着剤としてのポリテトラフルオロエチレン
（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカルボキシルメチルセル
ロース（ＣＭＣ）を加えてペースト状とした後、９５％
の気孔率を有する市販の発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、
加圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．４０
〜０．４３mmの形状（前記活物質粉末充填量：約１．８
ｇ）とし、これの一辺にリードとなるＮｉ薄板を溶接に
より取り付けて負極を形成し、一方正極は、活物質とし
てＮｉ（ＯＨ）2 を用い、これに結着剤としてのポリテ
トラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）と増粘剤としてのカ
ルボキシルメチルセルロース（ＣＭＣ）を加えてペース
ト状とし、これを上記発泡Ｎｉ板に充填し、乾燥し、加
圧して、平面寸法：３０mm×４０mm、厚さ：０．７１〜
０．７３mmの形状とし、同じくこれの一辺にＮｉ薄板を
取り付けることにより形成し、ついで、上記負極の両側
に、それぞれポリプロピレンポリエチレン共重合体のセ
パレータ板を介して上記正極を配置し、さらに前記正極
のそれぞれの外面から活物質の脱落を防止する目的で塩
化ビニール製の保護板ではさんで一体化し、これを塩化
ビニール製のセルに装入し、前記セルに電解液として３
５％ＫＯＨ水溶液を装入することにより電池を製造し
た。ついで、上記電池に、充電速度：０．２０Ｃ、放電
速度：０．２０Ｃ、充電電気量：負極容量の１３５％の
条件で充放電を行ない、前記充電と放電を充放電１回と
数え、前記電池が最大放電容量を示すに至るまで前記充
放電を繰り返し行なった。表３に、前記最大放電容量の
９５％の放電容量を示すに要した充放電回数を示し、こ
れによって初期活性化を評価した。
【００２２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】表３に示される結果から、本発明合金１
〜１６においては、従来合金と異なり、表面および無数
の亀裂内面に露出し、これによって全体的に広い表面積
で雰囲気中に露出した状態にある水素反応生成物相のＬ
ａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金を通して、雰囲気中の水素が水
素原子に解離されて吸収され、この吸収水素が直接、あ
るいはＬａ（Ｃｅ）水素化物を介してＴｉ−Ｍｎ系合金
の素地相に拡散して水素吸蔵が行なわれるが、上記の通
りきわめて速い水素吸収能を有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ
系合金が全体的に広い表面積で分布するので、水素吸収
速度は相対的にきわめて速いものとなり、かつ初期活性
化も著しく促進されるようになり、また水素放出の逆の
機構によるものであるため速い速度での水素放出が行な
われるのである。上述のように、この発明の水素貯蔵合
金においては、大きい有効水素吸蔵量を持つと共に、水
素吸収および放出速度がきわめて速く、かつ実用に際し
てはすぐれた初期活性化を示すので、水素貯蔵合金が適
用されている各種機械装置の高出力化および高性能化、
さらに省エネルギ−化に大いに寄与するものである。
〜１６においては、従来合金と異なり、表面および無数
の亀裂内面に露出し、これによって全体的に広い表面積
で雰囲気中に露出した状態にある水素反応生成物相のＬ
ａ（Ｃｅ）−Ｎｉ系合金を通して、雰囲気中の水素が水
素原子に解離されて吸収され、この吸収水素が直接、あ
るいはＬａ（Ｃｅ）水素化物を介してＴｉ−Ｍｎ系合金
の素地相に拡散して水素吸蔵が行なわれるが、上記の通
りきわめて速い水素吸収能を有するＬａ（Ｃｅ）−Ｎｉ
系合金が全体的に広い表面積で分布するので、水素吸収
速度は相対的にきわめて速いものとなり、かつ初期活性
化も著しく促進されるようになり、また水素放出の逆の
機構によるものであるため速い速度での水素放出が行な
われるのである。上述のように、この発明の水素貯蔵合
金においては、大きい有効水素吸蔵量を持つと共に、水
素吸収および放出速度がきわめて速く、かつ実用に際し
てはすぐれた初期活性化を示すので、水素貯蔵合金が適
用されている各種機械装置の高出力化および高性能化、
さらに省エネルギ−化に大いに寄与するものである。
【図１】 本発明の水素貯蔵合金の代表組織を例示する
概略組織拡大模写図である。
概略組織拡大模写図である。
【図２】 本発明の水素貯蔵合金粉砕粉末の代表組織を
例示する概略組織拡大模写図である。
例示する概略組織拡大模写図である。
【図３】 従来水素貯蔵合金の代表組織を例示する概略
組織拡大模写図である。
組織拡大模写図である。
【図４】 本発明の水素貯蔵合金の圧力組成等温線を示
す図である。
す図である。
【図５】 水素貯蔵合金の水素吸収放出速度を測定する
のに用いた装置の概略説明図である。
のに用いた装置の概略説明図である。
Claims (1)
- 【請求項１】 原子％で、 Ｔｉ：１９〜３０％、 Ｚｒ：０．５〜１０％、 Ｍｎ：３０〜４４％、 Ｃｒ：４〜１３％、 Ｖ：７〜１７％、 Ｎｉ：２〜９％、 Ｌａおよび／またはＣｅ：０．１〜３．５％、 水素：０．２〜７％、 不可避不純物：残、なる組成を有し、 かつＴｉ−Ｍｎ系合金の素地相に、水素反応生成物相が
分散分布し、前記水素反応生成物相の主体が、Ｌａおよ
び／またはＣｅの水素化物と、Ｌａおよび／またはＣｅ
−Ｎｉ系合金で構成された組織を有し、 さらに前記水素反応生成物相の形成時に発生した無数の
亀裂が存在すると共に、前記亀裂内面には前記水素反応
生成物相が露出した構造を有することを特徴とする水素
貯蔵合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003366A JPH10195584A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003366A JPH10195584A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10195584A true JPH10195584A (ja) | 1998-07-28 |
Family
ID=11555355
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9003366A Withdrawn JPH10195584A (ja) | 1997-01-10 | 1997-01-10 | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10195584A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001234261A (ja) * | 2000-02-22 | 2001-08-28 | Japan Steel Works Ltd:The | 水素吸蔵合金の製造方法 |
-
1997
- 1997-01-10 JP JP9003366A patent/JPH10195584A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001234261A (ja) * | 2000-02-22 | 2001-08-28 | Japan Steel Works Ltd:The | 水素吸蔵合金の製造方法 |
| US6471795B2 (en) * | 2000-02-22 | 2002-10-29 | The Japan Steel Works Ltd. | Method of producing hydrogen storage alloys |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2021510767A (ja) | Ａｂ５基水素貯蔵合金、ニッケル水素電池用電極、二次電池及び水素貯蔵合金の製造方法。 | |
| US5900334A (en) | Hydrogen occluding alloy | |
| CN105695828A (zh) | 一种 Mg 基高容量贮氢合金及其制备方法 | |
| JP3965209B2 (ja) | 低Ｃｏ水素吸蔵合金 | |
| EP0753590B1 (en) | Hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy | |
| JP3697996B2 (ja) | 高率初期活性化処理で少ない充放電回数での高放電容量化並びに低温高率放電容量の向上を可能とする電池負極用水素吸蔵合金 | |
| JPH0673466A (ja) | 電極寿命に優れたＮｉ−水素電池用水素吸蔵合金とその製法 | |
| JP3775639B2 (ja) | 水素吸蔵合金の製造方法 | |
| JPH10195575A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| EP0761833B1 (en) | Hydrogen occluding alloy and electrode made of the alloy | |
| JPH10195574A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195581A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195580A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195583A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195579A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195569A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195572A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH0978167A (ja) | 水素吸蔵合金 | |
| JPH10195578A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| CN104701513B (zh) | 一种混合动力汽车Ni‑MH电池用高容量RE‑Mg‑Ti‑Ni‑Co‑Al系AB2型贮氢电极合金及其制备方法 | |
| JPH10195582A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195576A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195577A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH10195573A (ja) | 初期活性の良好な水素貯蔵合金 | |
| JPH09176777A (ja) | 水素吸蔵合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040406 |